張力減徑輥斷裂原因及改進(jìn)措施研究

瞿海霞，顧廷權(quán)，韓建增

（寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院，上海 201900）

近年來，無縫鋼管產(chǎn)品體現(xiàn)需求更多、更個(gè)性化、更新越來越快的趨勢(shì)，產(chǎn)品力學(xué)性能不斷提高［1-2］，這就要求軋輥具有更高的高溫硬度、高溫強(qiáng)韌性、耐磨性、抗熱裂性、抗變形等力學(xué)性能。

張力減徑機(jī)組是熱軋無縫鋼管生產(chǎn)中的最后一道荒管熱變形工序，其主要作用是完成空心體不帶芯棒的連軋過程，消除前道工序軋制過程中造成的荒管外徑不一，以提高熱軋成品管的外徑精度和圓度［3］。張力減徑機(jī)組軋制時(shí)，軋輥將受到切向拉伸與徑向壓縮的復(fù)合應(yīng)力，軋輥孔型與鋼管之間產(chǎn)生相應(yīng)的滾動(dòng)和滑動(dòng)摩擦［4］。軋輥與灼熱的管坯接觸，使孔型表面溫度升高，與管坯脫離接觸后，軋輥隨即又在冷卻水作用下急劇冷卻，從而使孔型表面承受交變的熱應(yīng)力作用，特別是在軋制大直徑鋼管時(shí)，易出現(xiàn)斷輥的現(xiàn)象［5-12］。因此，研究張力減徑輥斷裂的原因，減少張力減徑輥的斷裂，是亟待解決的問題。本文從斷口宏觀形貌、微觀組織、力學(xué)性能和使用過程等方面研究張力減徑輥的斷裂原因，并提出改進(jìn)措施。

1 斷裂情況

2019 年1 月，寶山鋼鐵股份有限公司Φ140 mm 浮動(dòng)芯棒連軋管生產(chǎn)線張力減徑機(jī)組5 號(hào)機(jī)架，在軋制Φ114.3 mm×25.2 mm 規(guī)格T91 材質(zhì)鋼管時(shí)，發(fā)生張力減徑輥碎裂事故。事發(fā)時(shí)3 個(gè)減徑輥均在使用壽命內(nèi)，A 輥由R15 新輥加工9 次，橫裂，槽面邊沿剝落，芯軸亦有部分破損；B 輥環(huán)裂，并有幾處磕傷、剝落；C 輥環(huán)裂長度達(dá)該輥周長的80%。該事故發(fā)生的同時(shí)，有50 支鋼管報(bào)廢，生產(chǎn)線停機(jī)2 h，降低生產(chǎn)效率。5 號(hào)機(jī)架張力減徑輥分布及主要分析的橫裂A 輥如圖1 所示。

圖1 5 號(hào)機(jī)架張力減徑輥分布及斷裂A 輥示意

2 斷裂過程分析

A 輥斷裂過程及體式顯微組織如圖2 所示。

圖2 A 輥斷裂過程及體式顯微組織

由圖2（a）所示斷裂宏觀形貌特征可知，輥面附近裂紋呈放射性分布，由此判定，收斂位置即為裂紋源。輥芯軸面附近，均為瞬時(shí)產(chǎn)生的斷裂紋特征，并未發(fā)現(xiàn)其他缺陷，因此確定輥環(huán)斷裂是由外表面向內(nèi)表面發(fā)展。

軋制過程中，張力減徑輥受到軋制力FP及其產(chǎn)生的摩擦力FR，如圖1（a）所示。在輥面與鋼管接觸的某處，由于受到大于輥體屈服強(qiáng)度的應(yīng)力作用，裂紋萌生；起初階段，裂紋擴(kuò)展緩慢，斷口平坦，呈現(xiàn)光亮的顏色，如圖2（a）所示，該區(qū)域?yàn)榱鸭y源區(qū)。裂紋擴(kuò)展過程中，裂紋從兩個(gè)相對(duì)的邊上相向擴(kuò)展，并在不同的斷裂階段形成形貌不同的斷口區(qū)，依次為灰色裂紋疲勞擴(kuò)展區(qū)和撕裂線顏色發(fā)暗的瞬時(shí)斷裂區(qū)，最終導(dǎo)致斷裂。

裂紋擴(kuò)展按強(qiáng)度原則和應(yīng)力原則擴(kuò)展［13］；張力減徑輥在受到大于輥體屈服強(qiáng)度的應(yīng)力產(chǎn)生裂紋源后，起初裂紋沿最大應(yīng)力方向擴(kuò)展，隨后，由于裂紋的擴(kuò)展使裂紋前沿應(yīng)力狀態(tài)分布發(fā)生變化，裂紋前沿最大應(yīng)力方向與整體應(yīng)力方向不一致；因此，裂紋沿裂紋前沿局部最大應(yīng)力方向擴(kuò)展而改變?cè)瓟U(kuò)展方向發(fā)生彎折，最終造成輥環(huán)槽面邊沿部位發(fā)生大片剝落。

圖2（b）所示在次表面發(fā)現(xiàn)一處微裂紋；斷口附近輥面上觀察到眾多微裂紋，及沿?cái)嗔逊较虻囊婚L條微裂紋，可能是裂紋源，也可能是斷裂主裂紋的二次裂紋。因此，可推測該張力減徑輥在內(nèi)部殘余應(yīng)力及冷熱疲勞作用下，輥面產(chǎn)生疲勞微裂紋并進(jìn)一步擴(kuò)展，造成A 輥斷裂。

3 檢驗(yàn)分析與討論

張力減徑輥斷裂是內(nèi)外部因素綜合作用的結(jié)果。由于每個(gè)張力減徑輥的工況和受力相同；因此，重點(diǎn)從斷裂A 輥的材質(zhì)及力學(xué)性能本身分析其斷裂原因。

3.1 化學(xué)成分分析

張力減徑A 輥的化學(xué)成分實(shí)測值及標(biāo)準(zhǔn)要求值見表1。

表1 張力減徑A 輥的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）實(shí)測值及標(biāo)準(zhǔn)要求值 %

Si 為合金熔煉過程中的還原劑和脫氧劑，溶入奧氏體提高基體的屈服強(qiáng)度、彈性極限和抗氧化性，但Si 含量過量會(huì)降低基體淬透性。Mn 元素提高基體強(qiáng)度，降低斷輥風(fēng)險(xiǎn)。Cr 形成的M7C3型碳化物含量越高基體淬透性越好。Ni 元素降低馬氏體點(diǎn)，使基體中保留一部分殘余奧氏體，顯著提高基體韌性、強(qiáng)度和回火穩(wěn)定性及耐磨性。Mo 元素提高奧氏體的穩(wěn)定性和基體的淬透性，防止第二類回火脆性。對(duì)比表1 中化學(xué)成分實(shí)測值與標(biāo)準(zhǔn)值可知，該批次張力減徑輥成分設(shè)計(jì)中，Si 含量較高，接近設(shè)計(jì)值上限；Cr、Mn 含量分別低于設(shè)計(jì)最低值；Ni、Mo 含量均為設(shè)計(jì)最低值。因此，張力減徑輥斷裂的原因，可能是Mn、Cr 含量偏低，使基體強(qiáng)度較低，且淬透性不足；Ni、Mo 含量較低，使基體的強(qiáng)韌性不足。

3.2 微觀組織分析

3.2.1 基體組織分析張力減徑A 輥是由離心鑄造方式制造的，其工作層、心部及二者結(jié)合層的微觀組織如圖3 所示，微觀組織的EDS 分析如圖4 所示。由圖4 可知，基體中黑色組織為石墨、亮灰色枝狀組織主要為Cr 的碳化物。

圖3 張力減徑輥的微觀組織

圖4 張力減徑輥微觀組織的EDS 分析

由圖3 可知，該張力減徑A 輥工作層組織由團(tuán)狀石墨、針狀貝氏體和碳化物組成，石墨球化率不高；結(jié)合層區(qū)域，存在0.2～0.3 mm 的石墨較少區(qū)，碳化物仍保持工作層碳化物的形貌；心部組織由團(tuán)狀石墨、蠕蟲狀石墨、針狀貝氏體和碳化物組成，蠕蟲狀石墨增多，石墨球化率有所降低，可觀察到大量粗大魚骨狀和蜂窩狀碳化物及萊氏體組織。由圖3（b）所示，該斷裂張力減徑輥接近芯軸的心部組織中最終生成了珠光體，同時(shí)出現(xiàn)鐵素體，并分布在石墨周圍，形成牛眼狀石墨。

正常張力減徑輥的組織應(yīng)為貝氏體+石墨+碳化物。由圖3～4 可知，該斷裂張力減徑輥工作層和結(jié)合層微觀組織均正常；僅在心部出現(xiàn)珠光體和牛眼狀石墨，為異?，F(xiàn)象。張力減徑輥熱處理過程中，要將基體控制為貝氏體，需合理控制等溫淬火和回火溫度，同時(shí)在冷卻過程中，合理控制冷卻速度，使開始冷卻速度足夠大，不至于生成珠光體，同時(shí)，溫度降低至300～350 ℃時(shí)，降低冷卻速度，或進(jìn)行短時(shí)保溫，以進(jìn)行貝氏體轉(zhuǎn)變，獲得下貝氏體組織，并避免馬氏體的產(chǎn)生。這樣基體才兼具高耐磨性和高韌性。

由此可知，張力減徑輥心部組織出現(xiàn)珠光體和牛眼狀石墨，可能是張力減徑輥制造過程中熱處理工藝出現(xiàn)問題。

3.2.2 石墨和碳化物評(píng)級(jí)

對(duì)斷裂的張力減徑A 輥微觀組織中石墨和碳化物進(jìn)行觀察并評(píng)級(jí)。工作層、結(jié)合層和心部石墨形貌及分布情況如圖5 所示。工作層中石墨大部分為團(tuán)絮狀和團(tuán)狀，有少量球狀石墨。結(jié)合層處有0.2～0.3 mm 的無石墨區(qū)，由此向里石墨形態(tài)變化不大，蠕蟲狀石墨稍有增加。根據(jù)評(píng)級(jí)標(biāo)準(zhǔn)［14］，工作層及心部石墨球化率均為4 級(jí)，團(tuán)狀石墨尺寸小于1.5 mm，評(píng)級(jí)均為8 級(jí)。另外，可觀察到工作層的石墨數(shù)量較心部石墨含量少。正常張力減徑輥石墨球化率應(yīng)達(dá)到3 級(jí)及以上級(jí)別。由石墨球形貌可知，該張力減徑輥球化率不高，球化質(zhì)量不佳。

圖5 石墨形貌、分布及評(píng)級(jí)

工作層、結(jié)合層和心部碳化物形貌及分布情況如圖6 所示；由圖6（a）可知，工作層碳化物為10級(jí)；如圖6（b）所示結(jié)合層，在無石墨區(qū)，碳化物仍保持工作層的形貌，接著向里，碳化物形貌變?yōu)榇执蟮聂~骨狀和蜂窩狀；圖6（c）所示心部存在大量尺寸較大的碳化物，評(píng)級(jí)為20 級(jí)。

圖6 碳化物形貌及分布情況

3.3 力學(xué)性能分析

張力減徑機(jī)組A 輥硬度分布如圖7 所示。由圖7 可知，由槽底至心部方向，硬度分布在45.5～49.7 HRC；由輥面至心部方向，工作層硬度分布在47.3～49.4 HRC；在距輥面約45 mm 處，硬度開始下降；在距心部內(nèi)部約15 mm 處，硬度達(dá)到最低值26.6 HRC。這是由于該張力減徑輥由離心復(fù)合鑄造，心部組織與工作層組織存在差異造成的。張力減徑輥工作層正常硬度為45～50 HRC，因此該張力減徑輥工作層的硬度正常。對(duì)張力減徑輥拉伸、沖擊性能進(jìn)行檢測，試樣在屈服前斷裂，斷后伸長率和斷面收縮率均為0，抗拉強(qiáng)度為293 MPa，沖擊功為2.83 J。

圖7 張力減徑A 輥硬度分布

3.4 軋制工況分析

張力減徑機(jī)組A 輥斷裂前，5 號(hào)機(jī)架的峰值電流為1 500 A，隨后電流持續(xù)上升，最高接近2 100 A。鋼管開始進(jìn)再加熱爐時(shí)，再加熱爐溫度為980℃，符合軋制規(guī)程；鋼管自進(jìn)爐到出爐，加熱時(shí)間為22 min，滿足速度≥25 s/根，在爐時(shí)間≥19 min的軋制節(jié)奏要求。從光柵信號(hào)看，鋼管在進(jìn)張力減徑機(jī)前，沒有因輥道輸送不暢或碰撞以及高壓水除鱗導(dǎo)致的異常停頓，排除了鋼管因異常停頓導(dǎo)致的局部過冷。因此，軋制過程中，僅軋制電流有異常升高，這可能對(duì)張力減徑輥帶來較大的熱沖擊［15］，這與根據(jù)斷口形貌所推測的張力減徑輥可能受到大于本體強(qiáng)度的異常應(yīng)力的結(jié)果一致。

4 改進(jìn)措施

綜合以上分析，制定張力減徑輥制造和使用過程中的改進(jìn)措施。

成分方面，Cr、Mn 等元素含量偏低；制定改進(jìn)措施為嚴(yán)格控制鐵水澆注前成分、澆注溫度，并對(duì)成品張力減徑輥化學(xué)成分進(jìn)行抽檢。熱處理工藝方面，可能是回火溫度較高或冷卻速度太慢，達(dá)到珠光體轉(zhuǎn)變開始溫度，且部分碳化物分解為鐵素體和石墨，導(dǎo)致基體心部存在珠光體和牛眼狀石墨。因此，嚴(yán)格控制張力減徑輥淬火、回火溫度及冷卻速度，控制基體最終組織為貝氏體，避免珠光體、鐵素體和牛眼狀石墨的出現(xiàn)。由此亦可提高基體的強(qiáng)韌性，提高抵御應(yīng)力突增等帶來的斷輥風(fēng)險(xiǎn)。另外，加強(qiáng)出廠檢測，新輥石墨球化質(zhì)量、超聲波探傷、殘余應(yīng)力需按10%抽檢；孔型、表面粗糙度、硬度、工作層厚度逐支檢驗(yàn)。以上措施的實(shí)施，確保了輥體內(nèi)不存在微裂紋、砂眼、氣孔、縮松和夾渣等異常鑄造缺陷。

使用過程嚴(yán)格控制再加熱爐溫度、在爐時(shí)間、鋼管軋制溫度，確保軸承等相關(guān)部件正常運(yùn)轉(zhuǎn)，確保軋制電流等保持合理范圍。跟蹤張力減徑輥使用過程，掌握軋制工藝、軋制溫度、鋼管種類、冷卻水等情況與輥裂的關(guān)系，形成張力減徑輥使用技術(shù)、維護(hù)技術(shù)，并最終固化為使用、維護(hù)標(biāo)準(zhǔn)。

經(jīng)過以上的改進(jìn)措施和軋制過程中精確的控制措施，新制造的張力減徑輥在半年使用考核期內(nèi)，未出現(xiàn)異常斷裂現(xiàn)象。

5 結(jié) 論

（1） Mn、Cr、Ni 和Mo 元素含量偏低，基體抗拉強(qiáng)度不足，可能是引起斷裂的內(nèi)部原因之一；后續(xù)改進(jìn)中從熔煉至成品，均加強(qiáng)化學(xué)成分監(jiān)測。

（2） 工作層及結(jié)合層微觀組織正常，但球化率偏低；心部出現(xiàn)珠光體和牛眼狀石墨，是熱處理溫度和冷卻速度控制不當(dāng)?shù)慕Y(jié)果；珠光體及牛眼狀石墨的出現(xiàn)是基體強(qiáng)度降低的原因之一。

（3） 軋制電流突然增加，說明張力減徑輥受到異常較大應(yīng)力，是張力減徑輥斷裂的直接原因。

（4） 將改進(jìn)措施固化為制造、使用、維護(hù)標(biāo)準(zhǔn)，從而避免了斷裂的再次發(fā)生。